CN102414335A - 加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及拉伸强度为980MPa以上、且加工性、焊接性、疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造法。钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.12％、Si：0.35％以上且小于0.80％、Mn：2.0～3.5％、P：0.001～0.040％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.005～0.1％、N：0.0001～0.0060％、Cr：0.01％～0.5％、Ti：0.010～0.080％、Nb：0.010～0.080％和B：0.0001～0.0030％，或者进一步含有Mo：0.01～0.15％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.1％、Sb：0.0001～0.1％中的任意一种以上，余量为Fe和不可避免的杂质；并且具有含有体积百分率为20～70％且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相的组织；并且，钢板表面具有附着量(每一个表面)20～150g/m2的热镀锌层。

Description

加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合使用于需要冲压成形为严格形状的汽车部件等的、加工性、焊接性和疲劳特性优良的、拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
需要说明的是，本发明中的热镀锌钢板包括在镀锌后实施了合金化热处理的所谓的合金化热镀锌钢板。
背景技术
汽车部件等中使用的高强度热镀锌钢板在其应用的特征方面要求高强度并且加工性优良。
最近，从通过车体轻量化来改善耗油量以及确保碰撞安全性的观点出发，汽车车身追求高强度的钢板，高强度钢板的应用不断扩大。此外，对于高强度钢板而言，一直以来为轻加工主体，但也开始对将其应用于复杂形状展开研究。
但是，一般伴随着钢板的高强度化会有加工性降低的倾向，因此作为应用高强度钢板时的最重要的课题，可列举冲压成形时的裂纹。因此，要求根据部件形状来提高延伸凸缘性等加工性。对于980MPa以上的高强度钢而言，尤其是通过弯曲成形来加工的部件增加，因此弯曲成形性也变得重要。
此外，成形后在组装工序中会实施电阻点焊，因此除了要求加工性外，还要求优良的焊接性。
而且，随着构件的薄壁化，还存在比以往更为需要的平面弯曲疲劳特性的部位。
为了应对上述的要求，例如专利文献1～8中提出了通过限定钢成分和组织、优化热轧条件和退火条件等而得到高加工性、高强度的热镀锌钢板的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-232011号公报
专利文献2：日本特开2002-256386号公报
专利文献3：日本特开2002-317245号公报
专利文献4：日本特开2005-105367号公报
专利文献5：日本专利第3263143号公报
专利文献6：日本专利第3596316号公报
专利文献7：日本特开2001-11538号公报
专利文献8：日本特开2006-63360号公报
在上述的专利文献中，专利文献1中公开了C、Si含量多的TS980MPa级的钢材，但对于延伸凸缘性和弯曲性未作任何考虑。
此外，专利文献2～4中公开了有效利用Cr的钢材，但仍旧未对延伸凸缘性、弯曲性作任何考虑。
而且，专利文献5～7中关于作为评价延伸凸缘性的指标之一的扩孔率λ有所记载，但拉伸强度(TS)不到980MPa。此外，并没有关于弯曲性和疲劳特性的记载。
专利文献8中记载了通过添加Ti来改善弯曲性、以及通过铁素体粒径的微细化来提高缺口疲劳特性的技术方案，但并没有关于扩孔特性、焊接性、平面弯曲疲劳特性的记载。缺口疲劳特性是由用于固定螺栓、安装部件的冲孔产生的疲劳破坏的评价指标，与此相对，作为本发明的目的的平面弯曲疲劳特性是占大部分部件的母材本身的疲劳特性的评价指标。冲出冲孔时引入的裂缝状态较大影响到疲劳特性，与此相对，平滑部疲劳受到母材的组织、成分的较大影响，从这点出发，它们使全然不同的特性。
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述现状而开发的，因此，其目的在于同时提出具有TS≥980MPa的高拉伸强度、并且加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其有利的制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述课题反复进行了深入的研究。
其结果，得出了以下(1)～(6)的见解。
(1)从加工性和焊接性的观点出发，需要降低C、P、S量。
(2)为了实现良好的表面性状，需要将Si量抑制在较低的水平。
(3)对于伴随C、P的降低而出现的强度降低，通过有效地利用Cr、Si、Mn，即使合金元素少也能够实现高强度化。
(4)通过形成具有体积百分率为20～70％、且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相的组织，加工性和焊接性提高。
(5)通过在(4)的基础上使贝氏体和/或马氏体的平均结晶粒径为5μm以下，能够得到良好的弯曲特性。
(6)在进行(5)的组织控制时，Cr的大量添加会使疲劳特性变差，Si的添加改善疲劳特性。
本发明是立足于上述的见解而完成的。
即，本发明为了解决上述课题而采用了以下技术手段。
[1]一种加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.12％、Si：0.35％以上且小于0.80％、Mn：2.0～3.5％、P：0.001～0.040％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.005～0.1％、N：0.0001～0.0060％、Cr：0.01％～0.5％、Ti：0.010～0.080％、Nb：0.010～0.080％和B：0.0001～0.0030％，余量为Fe和不可避免的杂质，并且，具有含有体积百分率为20～70％且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相的组织，拉伸强度为980MPa以上，而且钢板表面具有附着量(每一个表面)为20～150g/m2的热镀锌层。
[2]一种加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.12％、Si：0.35％以上且小于0.80％、Mn：2.0～3.5％、P：0.001～0.040％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.005～0.1％、N：0.0001～0.0060％、Cr：0.01％～0.5％、Ti：0.010～0.080％、Nb：0.010～0.080％和B：0.0001～0.0030％，余量为Fe和不可避免的杂质，并且具有如下组织：含有体积百分率为20～70％且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相，合计5％以下的残余奥氏体和珠光体，以及平均结晶粒径为5μm以下的贝氏体和/或马氏体，拉伸强度为980MPa以上，而且钢板表面具有附着量(每一个表面)为20～150g/m2的热镀锌层。
[3]如[1]或[2]所述的加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢还含有以质量％计的Mo：0.01～0.15％。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢还含有以质量％计的Ca：0.0001～0.0050％和/或REM：0.0001～0.1％。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢还含有以质量％计的Sb：0.0001～0.1％。
[6]一种加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有[1]～[5]中任一项所述组成的钢坯，在热轧后卷取成卷材，然后进行酸洗，接着，在冷轧后实施热镀锌来制造热镀锌钢板，此时，热轧中使钢坯加热温度为1150～1300℃、使热终轧温度为850～950℃来进行热轧，然后，在热终轧温度～(热终轧温度-100℃)的温度范围内以平均冷却速度5～200℃/秒进行冷却，在400～650℃的温度下卷取成卷材，接着在酸洗后进行冷轧，然后，使从200℃至中间温度的一次平均升温速度为5～50℃/秒而加热至500～800℃的中间温度，再使从该中间温度至退火温度的二次平均升温速度为0.1～10℃/秒而加热至730～900℃的退火温度，在该退火温度范围内保持10～500秒后，以1～30℃/秒的平均冷却速度冷却至450～550℃，接着进行热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。
发明效果
根据本发明，能够制造具有高强度并且加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板。而且，通过本发明得到的高强度热镀锌钢板同时满足作为汽车部件所要求的强度和加工性，适合作为冲压成形为严格形状的汽车部件。
本发明中，加工性优良是指满足TS×E1≥13000MPa·％，且TS×λ≥20000MPa·％，V形90°弯曲时的临界弯曲半径≤1.5t(t：板厚)，此外，焊接性优良是指在焊块径(ナゲツト径)：4√t(mm)(t：钢板的板厚)以上时母材断裂，疲劳特性优良是指满足平面弯曲疲劳极限的耐久比(疲劳极限应力/TS)≥0.42，另外，高强度是指拉伸强度(TS)为980MPa以上。
具体实施方式
以下，具体地说明本发明。
首先，对本发明中将钢板和钢坯的成分组成限定为上述范围的原因进行说明。需要说明的是，关于成分的“％”在无特别说明的情况下指“质量％”。
C：0.05％以上且不到0.12％
马氏体相的强度具有与C量成比例的倾向，因此C是在利用马氏体相来强化钢的方面不可或缺的元素。为了得到980MPa以上的TS，需要0.05％以上的C，随着C量的增加，TS增加。然而，C量为0.12％以上时点焊接性显著变差，此外由于因马氏体相的增量所致的硬质化、以及比马氏体相更为硬质的残余奥氏体相的生成，因而具有弯曲性等加工性也显著降低的倾向。因此，将C量限定为0.05％以上且小于0.12％的范围内。更优选为小于0.105％。另一方面，从稳定地确保980MPa以上的TS的观点出发，优选C量为0.08％以上。
Si：0.35％以上且不到0.80％
Si是利用固溶强化而有助于提高强度的元素，并且其使平面弯曲疲劳特性、伸长率和焊接性提高，其效果在0.35％以上时显现出来。但是，以含量为0.80％来含有时，在热轧时生成难剥离性的氧化皮而使钢板的表面性状变差，从而使加工性、疲劳特性降低。进而，Si在钢板表面以氧化物的形式富集，还成为不镀覆的原因。因此，将Si量限定为0.35％以上且小于0.80％。优选为0.35％以上且0.60％以下，更优选为0.50％以下。
Mn：2.0～3.5％
Mn有效地有助于提高强度，其效果在含有2.0％以上时得以体现。另一方面，过度地含有而超过3.5％时，因Mn的偏析等形成部分相变点不同的组织，结果形成铁素体相和马氏体相以带状存在的不均匀的组织，加工性降低。此外，Mn在钢板表面以氧化物的形式富集，也成为不镀覆的原因。因此，将Mn量限定为2.0％以上且3.5％以下。优选为2.2％以上且2.8％以下。
P：0.001～0.040％
P是有助于提高强度的元素，然而另一方面，其也是使其焊接性变差的元素，P量超过0.040％时该影响显著地表现出来。尤其是在以超过0.5％的量添加Cr时，需要使P降低至0.02％，若添加0.5％以下的Cr，则允许P在0.040％以下。另一方面，过度降低P会伴有制钢工序中制造成本的增加。因此，将P量限定为0.001％以上且0.040％以下的范围内。优选为0.001％以上且0.025％以下，更优选为0.001％以上且0.015％以下。
S：0.0001～0.0050％
S量增加时成为热红热脆性的原因，有时在制造工序上产生不良情况，此外，形成夹杂物MnS，在冷轧后以板状的夹杂物的形式存在，因此尤其使材料的极限变形能力降低，使延伸凸缘性等成形性降低。S量为0.0050％以下则没有问题。另一方面，过度的降低会伴有制钢工序中的脱硫成本的增加。因此，将S量限定为0.0001％以上且0.0050％以下的范围内。优选为0.0001％以上且0.003％以下。
Al：0.005～0.1％
Al在制钢工序中作为脱酸剂而有效，并且是在从炉渣中分离使局部延展性降低的非金属夹杂物方面也有用的元素。而且，Al在退火时抑制妨碍镀覆性的表层中Mn、Si系氧化物的形成，具有提高镀层表面外观的效果。为了得到这种效果，需要添加0.005％以上的Al。另一方面，以超过0.1％的量进行添加时，不仅会导致钢成分成本的增大，而且会使焊接性降低。因此，将Al量限定为0.005～0.1％的范围内。优选为0.01％以上且0.06％以下。
N：0.0001～0.0060％
组织强化钢中N对材料特性的影响并不大，只要为0.0060％以下で则不会损害本发明的效果。另一方面，从通过净化铁素体来提高延展性的观点出发，优选N量少，但由于在制钢上的成本也会增大，因此使下限为0.0001％。即，使N量为0.0001％以上且0.0060％以下。
Cr：0.01～0.5％
Cr是对钢的淬火强化有效的元素，为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Cr。此外，Cr使奥氏体的淬透性提高，有助于有效地提高伸长率和弯曲特性。但是，由于其固溶强化能力小，因此在大量添加时会使疲劳特性和焊接性变差。Cr量超过0.5％时，疲劳特性变差，焊接性也降低。因此，将Cr量限定为0.01～0.5％的范围内。更优选为0.3％以下。
Ti：0.010～0.080％
Ti通过在钢中与C或N形成微细碳化物或微细氮化物，有效地发挥赋予热轧板组织和退火后的钢板组织细粒化和析出强化的作用。为了得到该效果，需要0.010％以上的Ti。但是，Ti量超过0.080％时不仅该效果饱和，而且在铁素体中会过度地生成析出物，使铁素体的延展性降低。因此，将Ti量限定为0.010～0.080％的范围内。更优选为0.020～0.060％的范围。
Nb：0.010～0.080％
Nb是有助于通过固溶强化或析出强化来提高强度的元素。此外，通过利用强化铁素体来降低与马氏体相的硬度差的效果，有助于有效地改善延伸凸缘性。而且，有助于铁素体晶粒、贝氏体、马氏体粒径的微细化，从而改善弯曲性。这种效果在Nb量为0.010％以上时可得到。但是，过度地含有而超过0.080％时，热轧板硬质化，从而导致热轧、冷轧时的轧制载荷增大。而且，会使铁素体的延展性降低，加工性变差。因此，将Nb量限定为0.010％以上且0.080％以下的范围内。需要说明的是，从强度和加工性的观点出发，优选使Nb量为0.030～0.070％。
B：0.0001～0.0030％
B有助于提高淬透性、抑制在退火冷却过程中发生的铁素体的生成从而得到所期望的马氏体量。为了得到这种效果，需要含有0.0001％以上的B量，超过0.0030％时，上述效果饱和。因此，将B量限定为0.0001～0.0030％的范围内。优选为0.0005～0.0020％的范围。
本发明的钢板在得到所期望的加工性、焊接性和疲劳特性时，必须具有上述成分组成，并且余量由Fe和不可避的杂质的组成，但根据需要可以适当含有以下元素。
Mo：0.01～0.15％
Mo是对钢的淬火强化有效的元素，为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Mo。但是，Mo量超过0.15％时，为了确保焊接性而需要降低P，而且，成为成本升高的主要原因。而且还会使疲劳特性变差。因此，将Mo量限定为0.01％以上且0.15％以下的范围内。更优选为0.01～0.05％的范围。
Ca：0.0001～0.0050％，REM：0.0001～0.1％
Ca和REM具有通过控制MnS等硫化物的形状来提高延展性和扩孔性的效果，在大量含有时也会存在其效果饱和的倾向。因此，在含有Ca时，为0.0001％以上且0.0050％以下，优选为0.0001％以上且0.0020％以下，在含有REM时，为0.0001％以上且0.1％以下，优选为0.0005％以上且0.01％以下。
Sb：0.0001～0.1％
Sb具有控制硫化物类夹杂物的形态而不会较大改变镀覆性的作用，由此，具有通过使钢板表层的结晶成为整粒而改善成形性的作用。在含有Sb时，为0.0001％以上且0.1％以下，优选为0.0005％以上且0.01％以下。
V具有通过形成碳化物而使铁素体相强化的效果，但反而会降低铁素体相的延展性。因此，优选含有不到0.05％的V，更优选含有不到0.005％的V。
此外，优选使形成析出物的Zr、Mg等的含量尽可能少，没有必要主动添加，使其含量小于0.0200％、更优选使其为小于0.0002％的范围。此外，Cu是对焊接性带来不良影响的元素，Ni是对镀覆后的表面外观带来不良影响的元素，因此，使Cu、Ni分别为小于0.4％的范围，更优选为小于0.04％的范围。
接着，对作为本发明的重要的必要条件之一的钢组织的限定范围和限定原因进行说明。
铁素体相的平均结晶粒径：5μm以下
结晶粒的微细化有助于提高钢板的延伸凸缘性和弯曲性。本发明中，通过将复合组织中的铁素体相的平均结晶粒径限制在5μm以下，从而实现弯曲性的提高。
此外，软质的区域和硬质的区域以粗大的状态存在时，加工变得不均匀，成形性变差。在这一点上，铁素体相和马氏体相均匀地微细存在时，加工时钢板的变形变得均匀，因此铁素体相的平均结晶粒径小的情况是理想的。为了抑制加工性的变差，优选的范围为1～3.5μm。
铁素体相的体积百分率：20～70％
铁素体相为软质相，有助于钢板的延展性，因此在本发明的钢板中，需要含有以体积百分率计为20％以上的铁素体相。另一方面，铁素体相超过70％存在时过度地软质化，从而变得难以确保强度。因此，使铁素体相为以体积百分率计在20％以上且70％以下的范围内，优选为30％以上且60％以下的范围内。
平均结晶粒径为5μm以下的贝氏体和/或马氏体
除铁素体相以外，使作为来自奥氏体的低温相变相的未回火的马氏体相和/或贝氏体相为5mm以下的平均结晶粒径，由此进一步提高扩孔特性、弯曲性和疲劳特性。体积百分率在30％以上且80％以下的范围内。该马氏体相和/或贝氏体相为硬质相，具有通过相变组织强化使钢板的强度增加的作用。此外，通过硬质相的分散来抑制疲劳裂缝的传播。但是，马氏体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径超过5mm时，上述效果不充分。
需要说明的是，这里按照习惯而采用结晶粒径，实际上是将与相变前的原奥氏体晶粒对应的区域看作一个结晶粒而进行测定的结果。
作为上述的铁素体相、马氏体相、贝氏体相以外的余量组织，可认为是残余奥氏体相、珠光体相，只要它们的总量以体积百分率计为5％以下，则不会损害本发明的效果。
下面，对本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法进行说明。
首先，通过连铸法或铸锭-开坯法由调整为上述成分组成的钢水制造钢坯。接着，将所得的钢坯冷却后，进行再加热，然后进行热轧，或者铸造后不经加热处理而直接进行热轧。使钢坯加热温度为1150～1300℃，为了使热轧板均匀组织化来提高延伸凸缘性等加工性，使终轧温度为850～950℃，为了抑制由铁素体相和珠光体相这2相构成的带状组织的生成来使热轧板均匀组织化，进一步提高延伸凸缘性等加工性，使热终轧温度～(热终轧温度-100℃)之间的平均冷却速度为5～200℃/秒，为了提高表面性状和冷轧性，使卷取温度为400～650℃，终止热轧，酸洗后，通过冷轧制成所期望的板厚。为了通过促进铁素体相的再结晶来提高延展性，优选使冷延轧制率为30％以上。此外，为了提高疲劳特性、并且为了除去热轧时的氧化皮，优选通过高压水除去脱氧化皮。
接着，在热镀锌工序中，为了控制冷却开始前的退火时的组织，优化最终得到的铁素体百分率和粒径，使从200℃至中间温度的一次平均升温速度为5～50℃/秒，使中间温度为500～800℃，使从中间温度至退火温度的二次平均升温速度为0.1～10℃/秒，使退火温度为730～900℃，并在该温度区域保持10～500秒后，以1～30℃/秒的平均冷却速度冷却至冷却停止温度：450～550℃。
冷却后，接着将钢板浸渍到熔融锌浴中，通过气体擦拭等来控制镀锌附着量后，或者进一步进行加热来进行合金化处理后，冷却到室温。
如此，可以得到发明中作为目标的高强度热镀锌钢板，也可以对镀覆后的钢板实施表面光轧。
以下，具体地说明制造条件的限定范围和限定原因。
钢坯加热温度：1150～1300℃
钢坯的加热阶段中存在的析出物，在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度不利，因此需要使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再熔解。这里确认到通过1150℃以上的加热有利于强度。此外，从去除钢坯表层的气泡、偏析等缺陷、减少钢板表面的裂缝、凹凸，来实现平滑的钢板表面的观点出发，有利的是加热到1150℃以上。但是，加热温度超过1300℃时，引起奥氏体晶粒的粗大化，最终组织粗大化，从而使延伸凸缘性降低。因此，将钢坯加热温度限定为1150℃以上且1300℃以下的范围内。
终轧温度：850～950℃
通过使热终轧温度为850℃以上，能够显著提高加工性(延展性、延伸凸缘性)。终轧温度不到850℃时，热轧后成为结晶展伸的加工组织。此外，在铸片内作为奥氏体稳定化元素的Mn发生偏析时，该区域的Ar3相变点降低，直到低温为止成为奥氏体区。而且认为，由于相变温度降低，未再结晶温度区域和轧制终止温度成为相同的温度区域，结果热轧中存在未再结晶的奥氏体。这样，形成不均匀的组织时，加工时的材料的均匀变形受到阻碍，难以得到优良的加工性。
另一方面，终轧温度超过950℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，存在钢基-氧化物表面变粗糙而使酸洗、冷轧后的表面品质变差的倾向，并且在酸洗后未除尽的热轧氧化皮等部分地存在时，给电阻点焊性、疲劳特性带来不良影响。而且，结晶粒径变得过度粗大，加工时会产生冲压品表面粗糙的情况。因此，使终轧温度为850～950℃，优选为900℃～950℃。
终轧温度～(终轧温度-100℃)间的平均冷却速度：5～200℃/秒
在刚终轧后的高温区域[终轧温度～(终轧温度-100℃)]中的平均冷却速度不到5℃/秒时，热轧后，发生再结晶、晶粒生长，热轧板组织粗大化，并且成为由铁素体和珠光体形成为层状的带状组织。在退火前变成带状组织时，由于在发生成分的浓度不均的状态下进行热处理，因此在镀覆工序中难以通过热处理使组织微细均匀化，最终得到的组织变得不均匀，延伸凸缘性、弯曲性降低。因此，使终轧温度～(终轧温度-100℃)中的平均冷却速度为5℃/秒以上。另一方面，即使该温度区域中的平均冷却速度超过200℃/秒，效果也倾向于饱和，因此使该温度区域中的平均冷却速度为5～200℃/秒的范围内。
卷取温度：400～650℃
就卷取温度而言，超过650℃时，热轧氧化皮厚度增加，酸洗、冷轧后的表面变粗糙，在表面形成凹凸，此外，由于铁素体粒径粗大化，导致加工性降低和疲劳特性降低，并且酸洗后热轧氧化皮残留时给电阻点焊性带来不良影响。另一方面，卷取温度不到400℃时热轧板强度上升，冷轧时的轧制载荷增大，存在生产率降低的倾向。因此，使卷取温度为400℃以上且650℃以下的范围内。
一次平均升温速度(从200℃至中间温度)：5～50℃/秒，中间温度：500～800℃，二次平均升温速度(从中间温度至退火温度)：0.1～10℃/秒
一次平均升温速度慢于5℃/秒时，结晶粒粗大化，延伸凸缘性和弯曲性降低。该一次平均升温速度可以较快，但超过50℃/秒时，存在饱和的倾向。因此，使一次平均升温速度为5～50℃/秒的范围。优选为10～50℃/秒。
此外，中间温度超过800℃时，结晶粒径粗大化，延伸凸缘性、弯曲性降低。中间温度可以较低，但低于500℃时，效果饱和，最终得到的组织的差别小。因此，使中间温度为500～800℃。
二次平均升温速度快于10℃/秒时，奥氏体的生成变缓慢，最终得到的铁素体相百分率变多，难以确保强度。另一方面，二次平均升温速度慢于0.1℃/秒时，结晶粒径粗大化，伸长率、弯曲性降低。因此，使二次平均升温速度为0.1～10℃/秒的范围内。需要说明的是，优选使二次平均升温速度的上限低于10℃/秒。
退火温度：730～900℃，该温度区域内的保持时间：10～500秒
退火温度低于730℃时，退火时无法充分生成奥氏体，因此无法确保强度。另一方面，退火温度高于900℃时，加热中奥氏体粗大化，有在之后的冷却过程中生成的铁素体相的量减少而使伸长率降低的倾向，此外，有最终得到的结晶粒径过度地粗大化而使扩孔率、弯曲性降低的倾向。因此，使退火温度为730℃以上且900℃以下。
此外，该退火温度区域中的保持时间不足10秒时，退火中的奥氏体相的生成不足，难以确保钢板的强度。另一方面，由于长时间的退火结晶粒存在生长而粗大化的倾向，上述的退火温度区域中的保持时间超过500秒时，加热退火中的奥氏体相和铁素体相的粒径粗大化，最终在热处理后得到的钢板的组织粗大化，存在扩孔率降低的倾向。此外，奥氏体粒的粗大化还是冲压成形后表面粗糙的原因，故不优选。而且在直到冷却停止温度的冷却过程中的铁素体相的生成量也减少，因此还存在伸长率降低的倾向。因此，为了兼顾实现更微细的组织和减小退火前的组织的影响从而得到均匀微细的组织，使保持时间为10秒以上且500秒以下。优选的保持时间为20秒以上且200秒以下。
直到冷却停止温度的平均冷却速度：1～30℃/秒
该冷却速度在控制软质的铁素体相和硬质的马氏体相和/或贝氏体相的存在比率、确保TS980MPa级以上的强度和加工性的方面担负着重要的作用。即，平均冷却速度超过30℃/秒时，冷却中的铁素体生成受到抑制，由于马氏体相过度地生成，因此容易确保TS980MPa级的强度，但会导致成形性的变差、疲劳特性的变差。另一方面，慢于1℃/秒时，冷却過程中生成的铁素体相的量变多，珠光体也增加，无法确保TS。该平均冷却速度的优选的范围为5～20℃/秒。
需要说明的是，该情况下的冷却优选气体冷却，还能够组合使用炉冷、喷雾冷却、辊冷却、水冷等来进行。
冷却停止温度：450～550℃
冷却停止温度高于550℃时，从奥氏体向比马氏体相软质的珠光体的相变、或者向贝氏体的相变进行，难以确保TS980MPa级的强度。此外，硬质的残余奥氏体相生成时，延伸凸缘性降低。另一方面，冷却停止温度不到450℃时，由于贝氏体相变的进行而使残余奥氏体增加，变得难以确保TS980MPa级的强度，而且延伸凸缘特性变差。
上述的冷却停止后，实施通常的热镀锌处理，形成热镀锌层。或者，在上述的热镀锌处理后进一步实施使用感应加热装置等进行再加热的合金化处理，制成合金化热镀锌钢板。
热镀锌层的附着量：每一个表面为20～150g/m2
需要使热镀锌层的附着量在每一个表面为约20g/m2～约150g/m2。其原因在于，该镀层附着量不到20g/m2时，难以确保耐腐蚀性，另一方面，超过150g/m2时，耐腐蚀效果饱和，自然会导致成本上升。
另外，连续退火后，从矫正形状、调整表面粗糙度的的目的出发，可以对最终得到的热镀锌钢板进行表面光轧，但过度地进行表面光轧时，会过多地引入应变，结晶粒展伸而成为轧制加工组织，延展性降低，因此优选使表皮光扎的轧制率为约0.1％～约1.5％。
实施例1
熔炼表1所示成分组成的钢并制成钢坯后，在表2所示的各种条件下实施热轧、酸洗，轧制率为50％的冷轧、连续退火和镀覆处理，制造板厚为1.4mm且每一个表面的镀层附着量为45g/m2的热镀锌钢板和合金化热镀锌钢板。
对所得的热镀锌钢板和合金化热镀锌钢板进行以下所示的材料试验，考察材料特性。将所得到的结果示出于表3。
需要说明的是，材料试验和材料特性的评价方法如下所述。
(1)钢板的组织
通过如下方法进行考察：用光学显微镜或扫描电子显微镜(SEM)对轧制方向截面、板厚：1/4面位置进行观察。对于铁素体相的结晶粒径，依照JIS Z 0552规定的方法测定结晶粒度，并换算成平均结晶粒径。此外，对于铁素体相、珠光体的体积百分率，使用倍率：1000倍的截面组织照片，通过目视判定来特别指定铁素体和珠光体，通过图像分析，求出在任意设定的100μm×100μm见方的正方形区域内存在的铁素体相的占有面积，将其作为铁素体相和珠光体的体积百分率。
对于残余奥氏体量，将钢板磨削至板厚1/4位置后，对于利用化学研磨进一步研磨0.1mm的面，在X射线衍射装置上使用Mo的Kα射线，测定fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)、(220)面的积分强度，由此求得残余奥氏体的百分率，作为残余奥氏体的百分率。
将贝氏体和马氏体的总量作为铁素体、奥氏体、珠光体以外的部分。
对于贝氏体和马氏体的平均粒径，将它们的连续的一个区域看作晶粒，依照JIS Z 0552中规定的方法测定结晶粒度，换算成平均结晶粒径。
(2)拉伸特性
使用以与轧制方向呈90°的方向为长度方向(拉伸方向)的JIS Z2201中记载的5号试验片，进行依照JIS Z 2241的拉伸试验并进行评价。需要说明的是，拉伸特性的评价标准以TS×E1值为13000MPa·％以上视为良好。
(3)扩孔率
根据日本钢铁联盟标准JFST1001来实施。冲出初始直径d0＝10mm的孔，通过使60°的圆锥冲头上升来进行扩孔时，在裂缝贯穿板厚时停止冲头的上升，测定裂缝贯穿后的冲孔直径d，通过下式计算扩孔率。
扩孔率(％)＝((d-d0)/d0)×100
对同一编号的钢板实施3次该试验，求出扩孔率的平均值(λ)。需要说明的是，扩孔率的评价标准以TS×λ值为20000MPa·％以上视为良好。
(4)临界弯曲半径
基于JIS Z2248的V形块法进行测定。对于弯曲部外侧通过目视判断有无裂缝，将不发生裂缝的最小的弯曲半径作为临界弯曲半径。V形90°弯曲时的临界弯曲半径≤1.5t(t：钢板的板厚)时视为良好。
(5)电阻点焊性
首先，在以下的条件下进行点焊接。电极：DR6mm-40R、加压力：4802N(490kgf)、初始加压时间：30cycles/60Hz，通电时间：17cycles/60Hz，保持时间：1cycle/60Hz。使试验电流对于同一编号的钢板以0.2kA间距从4.6变化至10.0kA，并且从10.0kA至熔接使其以0.5kA间距变化。对各试验片进行十字拉伸试验、焊接部的焊块径的测定。电阻点焊接头的十字拉伸试验基于JIS Z 3137来实施。焊块径的测定基于JIS Z 3139的记载如下实施。对于电阻点焊后的对称圆形的栓(プラグ)与板表面垂直的截面，利用适当的方法半切割通过焊接点的大致中心的截面。对切割面进行研磨、腐蚀后，通过利用光学显微镜观察的截面组织观察测定焊块径。这里，以除去了塑性环(コロナボンド)的熔融区域的最大直径作为焊块径。对于焊块径为4t1/2(mm)(t：钢板的板厚)以上的焊接材料进行十字拉伸试验时，在母材断裂的情况下，视为焊接性良好。
(6)平面弯曲疲劳试验
平面弯曲疲劳试验，依照JIS Z 2275，在完全交变应力(应力比-1)，频率20Hz的条件下进行。耐久比≥0.42时视为疲劳特性良好。
Figure BDA0000102713550000191
Figure BDA0000102713550000201
Figure BDA0000102713550000211
Figure BDA0000102713550000221
如表3所示，在本发明的实施例即发明例No.1、4、5、7、9、11、14、17、20、22、24、27和42～46中，可以得到同时满足拉伸强度TS为980MPa以上、TS×E1≥13000MPa·％、TS×λ≥20000MPa·％、V形90°弯曲时的临界弯曲半径≤1.5t(t：板厚，实施例中t＝1.4mm，1.5t＝2.1)、良好的电阻点焊性(母材断裂)且良好的疲劳特性(耐久比≥0.42)的加工性优良的高强度热镀锌钢板。
与此相对，在本发明的范围以外的比较例No.2、3、6、8、10、12、13、15、16、18、19、21、23、25、26、28～41的上述材料特性中的任意一项以上较差。
其中，No.2、3、6、8、10、12、13、15、16、18、19、21、23、25、26和28的成分组成在本发明的范围内，但制造方法在本发明的条件以外。例如，No.2和3的各自的钢坯的加热温度、终轧的温度在本发明的范围以外，铁素体相的平均粒径超出了本发明的范围，因此虽然TS大于980MPa，但TS×E1、TS×λ、V形90°弯曲时的临界弯曲半径和疲劳特性的任意一项均在良好的范围以外。No.13和18的各自的二次平均升温速度、退火温度均在本发明的范围以外，铁素体相的体积百分数超出了本发明的上限，因此，因软质化而使TS低于980MPa，在良好的范围以外。
此外，No.29～41的成分组成在本发明以外。例如，No.30、35和37的各自的C、P、Al的含量超出了本发明的范围，焊接性处于良好的范围以外。No.32的Si含量超出了本发明的范围，疲劳特性(耐久比)偏离良好的范围。
如表3所示，可知通过发明例得到了同时满足TS×E1≥13000MPa·％，TS×λ≥20000MPa·％、V形90°弯曲时的临界弯曲半径≤1.5t(t：钢板的板厚)、良好的电阻点焊性且良好的疲劳特性的、加工性优良的高强度热镀锌钢板。
产业上的可利用性
本发明的高强度热镀锌钢板不仅具有高拉伸强度，而且加工性、焊接性和疲劳特性优良，因此能够适合使用在汽车部件、建筑和家电领域等需要严格的尺寸精度、加工性以及严格的应力负荷条件下的耐久性的应用中。

Claims (6)

1.一种加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.12％、Si：0.35％以上且小于0.80％、Mn：2.0～3.5％、P：0.001～0.040％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.005～0.1％、N：0.0001～0.0060％、Cr：0.01％～0.5％、Ti：0.010～0.080％、Nb：0.010～0.080％和B：0.0001～0.0030％，余量为Fe和不可避免的杂质，
并且，具有含有体积百分率为20～70％且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相的组织，
拉伸强度为980MPa以上，而且钢板表面具有以每一个表面的附着量计为20～150g/m2的热镀锌层。
2.一种加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.12％、Si：0.35％以上且小于0.80％、Mn：2.0～3.5％、P：0.001～0.040％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.005～0.1％、N：0.0001～0.0060％、Cr：0.01％～0.5％、Ti：0.010～0.080％、Nb：0.010～0.080％和B：0.0001～0.0030％，余量为Fe和不可避免的杂质，
并且具有如下组织：含有体积百分率为20～70％且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相，合计5％以下的残余奥氏体和珠光体，以及平均结晶粒径为5μm以下的贝氏体和/或马氏体，
拉伸强度为980MPa以上，而且钢板表面具有以每一个表面的附着量计为20～150g/m2的热镀锌层。
3.如权利要求1或2所述的加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢还含有以质量％计的Mo：0.01～0.15％。
4.如权利要求1～3中任一项所述的加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢还含有以质量％计的Ca：0.0001～0.0050％和/或REM：0.0001～0.1％。
5.如权利要求1～4中任一项所述的加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢还含有以质量％计的Sb：0.0001～0.1％。
6.一种加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～5中任一项所述组成的钢坯，在热轧后卷取成卷材，然后进行酸洗，接着，在冷轧后实施热镀锌来制造热镀锌钢板，此时，热轧中使钢坯加热温度为1150～1300℃、使热终轧温度为850～950℃来进行热轧，然后，在热终轧温度至比热终轧温度低100℃的温度的温度范围内以平均冷却速度5～200℃/秒进行冷却，在400～650℃的温度下卷取成卷材，接着在酸洗后进行冷轧，然后，使从200℃至中间温度的一次平均升温速度为5～50℃/秒而加热至500～800℃的中间温度，再使从该中间温度至退火温度的二次平均升温速度为0.1～10℃/秒而加热至730～900℃的退火温度，在该退火温度范围内保持10～500秒后，以1～30℃/秒的平均冷却速度冷却至450～550℃，接着进行热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。
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